(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で  Ｃｏ：８．０〜１３．０％、Ｆｅ：０〜１．０％，Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｗ：０．１〜３％、Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．５〜１．１％、Ｎｂ：０．５〜２．５％、Ｃ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０〜０．５％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００８％、Ｚｒ：０〜０．０５％であり、残りはＮｉとその他の不可避不純物からなる高温引張特性に優れた多結晶ニッケル基超耐熱合金。
【請求項２】
前記超耐熱合金は、γ基地とγ′析出物の混合組織を有することを特徴とする請求項１に記載の高温引張特性に優れた多結晶ニッケル基超耐熱合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、多結晶ニッケル基超耐熱合金に関するものである。より詳細には、高温での機械的な特性、特に引張特性とクリープ（ｃｒｅｅｐ）特性に優れた多結晶ニッケル基超耐熱合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
航空機のエンジンや発電に使用される産業用のガスタービンの主要な部品であるブレード（ｂｌａｄｅ）及びベイン（ｖａｎｅ）、燃焼器などにはニッケル基超耐熱合金が広く使用される。その中でも燃焼器合金には、多結晶状態の鍛錬用ニッケル基超耐熱合金が素材として主に使用されている。一方、最近では石炭を原料とする蒸気タービン発電にも、蒸気温度上昇による効率向上のためにタービンローター、蒸気管など、主要な部品へのニッケル基超耐熱合金の使用が増加している。蒸気温度約６７０℃まではオーステナイト系耐熱鋼が使用できるが、蒸気温度が７００℃以上に上昇する場合、現在使用されている材料では高温強度が足りないため、高温での強度とクリープ特性に優れたニッケル基超耐熱合金の適用が要求されている。
【０００３】
このように、ニッケル基超耐熱合金は、高温機械的特性に優れた合金として様々な高温構造物に使用されてきた。ガスタービン燃焼器にはＮｉｍｏｎｉｃ２６３やＩＮ６１７などが使用され、７００℃以上の蒸気タービンにもこれらの合金の適用が検討されている。高温機械的特性を向上させるため、ニッケル基超耐熱合金は析出強化元素を添加して基地（ｍａｔｒｉｘ）内に規則格子の強化相であるγ′（Ｌ１2構造）粒子を生成させ、高温強度を得て、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏなどの合金元素を添加して基地そのものの強度を向上させることで高い高温強度を確保する。
【０００４】
しかし、従来のニッケル基超耐熱合金は、蒸気温度が７００℃以上に上昇する場合、高温での機械的な特性、特に引張強度とクリープ特性に不十分な点がある。一方、合金元素の量を調節して高温での引張強度とクリープ特性に優れた合金を得るようにする努力は続いているが、適切な超耐熱合金がまだ発見されていないのが実情である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
したがって、本発明が解決しようとする課題は、組成の改良により常温ではもちろん、７００℃以上の高温での機械的な特性、特に高温引張特性と高温クリープ特性に優れたＮｉ基超耐熱合金を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
前記課題を達成するため、本発明の高温での機械的な特性に優れた多結晶ニッケル基超耐熱合金は、重量％でＣｏ：８．０〜１３．０％、Ｆｅ：０〜１．０％，Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｗ：０．１〜３％、Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．５〜１．１％、Ｎｂ：０．５〜２．５％、Ｃ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０〜０．５％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００８％、Ｚｒ：０〜０．０５％であり、残りはＮｉとその他の不可避不純物からなる。ここで、前記超耐熱合金はγ基地とγ′析出物の混合組織を有することができる。
【発明の効果】
【０００７】
本発明の高温引張特性に優れた多結晶ニッケル基超耐熱合金によれば、重量％でＣｏ：８．０〜１３．０％、Ｆｅ：０〜１．０％，Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｗ：０．１〜３％、Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．５〜１．１％、Ｎｂ：０．５〜２．５％、Ｃ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０〜０．５％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００８％、Ｚｒ：０〜０．０５％であり、残りはＮｉとその他の不可避不純物からなる超耐熱合金を多結晶に製造することにより、高温引張特性とクリープ特性が顕著に増加した合金を確保することができる。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
以下、本発明の好ましい実施例を詳細に説明する。下記に説明する実施例は他の様々な形態に変形でき、本発明の範囲は下記に説明する実施例に限定されるものではない。本発明の実施例は当分野で通常の知識を有する者に、本発明をより完全に説明するため提供するものである。
【実施例１】
【０００９】
以下の実施例では、高温での引張特性とクリープ特性に優れた多結晶ニッケル基超耐熱合金を説明する。ここで、高温というのは、７００℃以上の温度のことであり、高温での機械的な特性の中で、引張特性とクリープ特性を中心に説明する。
【００１０】
前記ニッケル基超耐熱合金は次のような主要な特徴を有する。本発明による高温引張特性とクリープ特性に優れた多結晶ニッケル基超耐熱合金は、Ａｌ、Ｔｉを添加して規則格子の強化相であるγ′（Ｌ１2構造）を、γ相の基地に生成させ、高温強度を得て、Ｃｏ、Ｗ、Ｍｏなどの合金元素を添加して基地を強化（ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）させて得る。このように、合金元素の量を調節することにより、高温機械的特性を極大化させ、比較合金に比べて向上した高温引張特性を有することを特徴とする。
【００１１】
本発明によるニッケル基超耐熱合金は、まず、通常の真空誘導溶解方法により母合金を製作する。その後、製作されたそれぞれの母合金を真空で再溶解してビレット（ｂｉｌｌｅｔ）を作り、熱間圧延工程後に溶体化熱処理と時効熱処理をした後、試験片（ｓｐｅｃｉｍｅｎ）を製作する。その熱処理をした試験片はγとγ′の２つの相（ｐｈａｓｅ）からなる微細組織を得ることができる。
【００１２】
［合金の組成］
本発明のニッケル基超耐熱合金は、重量％で次のような組成を有していて、ここではそれぞれの組成による数値限定の理由をあわせて説明する。下記の重量％はニッケル基合金の全体を１００とした時、添加される量を重量で換算したものである。説明の便宜のために、ニッケルとその他の不可避不純物に対する説明は省略する。
【００１３】
（１）コバルト（Ｃｏ）：  ８．０〜１３．０％
Ｃｏは、Ｎｉ基地に固溶（ｒｅｓｏｌｖｅｄ）されて基地を強化する固溶強化の役割をする。しかし、Ｃｏの量が１３％を超えると、他の合金元素らと結合して、金属間化合物を形成して強度を低下させる。Ｃｏの量が８％未満である時は加工性と強度が低下する。
【００１４】
（２）鉄（Ｆｅ）：  ０〜１．０％
鉄は、熱間加工性を向上させる元素であるので必要に応じて少量を添加するが、１．０％より多ければ高温強度を低下させるので望ましくない。
【００１５】
（３）クロム（Ｃｒ）：  １８．０〜２５．０％
クロムは、超耐熱合金で耐蝕性と耐酸化性を向上させる役割をする一方、炭化物やＴＣＰ（Ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａｌｌｙ  Ｃｌｏｓｅ  Ｐａｃｋｅｄ）相を生成し得る。１８．０％より少なく添加すれば耐蝕性に問題が発生し、２５．０％より多く添加すればクリープ特性が低下し、高温で長時間露出時、機械的特性に悪い影響を与えるＴＣＰ相が生成され得る。
【００１６】
（４）モリブデン（Ｍｏ）：  ０．５〜１．５０％
モリブデンは固溶強化元素で、超耐熱合金の高温引張特性、クリープ特性を向上させる役割をする。また、炭素と結合して結晶粒界にＭ6Ｃ形炭化物を形成して結晶粒成長を抑制する。しかし、多量に添加すればＴＣＰ相が生成され、熱間加工性が低下し得る。０．５％未満では固溶強化の効果を期待しにくく、１．５％を超えて添加すれば熱間加工性が低下し、ＴＣＰ相が形成されやすい。
【００１７】
（５）タングステン（Ｗ）：  ０．１〜３．０％
タングステンは、固溶強化により高温強度とクリープ強度を高める元素である。しかし、多量に添加すれば靭性及び延性が低下し、相安定性が低下する。したがって、高温強度のために０．１％以上のタングステンが添加され、多量に添加する場合に生じる望ましくない効果を抑制するために、３．０％に含量を制限する。
【００１８】
（６）アルミニウム（Ａｌ）：  ０．５〜２．０％
アルミニウムは、ニッケル基超耐熱合金の主な強化相であるγ′の構成元素であるから、高温クリープ特性の向上に必ず必要な元素である。また、耐酸化性の向上にも寄与する。しかし、０．５％より少ない時は、析出相形成による強度向上効果を得にくく、２．０％より多ければ、過度なγ′相の析出により延性を低下させる。
【００１９】
（７）チタニウム（Ｔｉ）：  ０．５〜１．１％
チタニウムはアルミニウムと同様にγ′相の構成元素で、高温強度の向上を助け、耐蝕性の向上にも寄与するので０．５％以上添加する。しかし、過度に添加する場合には延性が低下し、不必要な相を生成し得るので１．１％に制限する。
【００２０】
（８）ニオブ（Ｎｂ）：  ０．５〜２．５％
ニオブは、主な強化相であるγ′相に固溶されてγ′相を強化させる役割をし、これを通して高温強度の向上に寄与するので、０．５％以上添加する。しかし、過度に添加する場合には延性と靭性を低下させるので、２．５％以下に制限する。
【００２１】
（９）炭素（Ｃ）：  ０．０１〜１．０％
炭素はＴｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒなどと結合し、ＭＣ、Ｍ6Ｃ、またＭ23Ｃ6形態の炭化物を形成して結晶粒界微細化に寄与し、炭化物を粒界に形成させることで結晶粒界強度を向上させる。炭素含量が０．０１％未満では、充分な炭化物が形成されず、１．０％を超えると炭化物が過多に形成されて、延性、加工性などが低下するので、含量を０．０１〜１．０％とする。
【００２２】
（１０）マンガン（Ｍｎ）：  ０〜０．５％
マンガンは合金を溶解する時の脱酸剤に使用される。しかし、過度に添加すれば、加工性と高温耐酸化性が低下するので、その含量は０．５％以下に制限する。
【００２３】
（１１）シリコーン（Ｓｉ）：  ０〜０．５％
シリコーンもマンガンと同様に溶解する時の脱酸剤に使用され、合金の耐酸化性を向上させる。しかし、過度に添加すれば、加工性と靭性などを低下させるので、その含量は０．５％以下に制限する。
【００２４】
（１２）ボロン（Ｂ）：  ０〜０．００８％
ボロンは結晶粒界に偏析されて粒界強度を向上させ、結晶粒成長を抑制させる。しかし、過度に添加すれば、基地の融点を低下させて熱間加工性を低下させ、延性が低下するので、０．００８％以下に含量を制限する。
【００２５】
（１３）ジルコニウム（Ｚｒ）：  ０  〜０．０５％
ジルコニウムは結晶粒界に偏析して粒界強度を向上させる。しかし、過度に添加すれば、合金の靭性を低下させるので、０．０５％以下に含量を制限する。
【実施例２】
【００２６】
以下、実施例を通して本発明をより詳細に説明する。
【００２７】
表１は、本発明の実施例が適用された多結晶超耐熱合金と前記超耐熱合金と比較される合金の化学組成を提示したものである。
【００２８】
表１によれば、試験材１はＣ  が０．０３５重量％添加されたニッケル基合金の造成を表したものであり、試験材２はＣが０．０８８重量％である場合を提示したものである。一方、比較試験材は、全部Ｃの量は試験材と同一な範囲内にあるが、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗなどの含量が範囲外で添加されたものである。比較試験材１はＡｌ含量を減らした合金であり、比較試験材２はＮｂ含量を減らした合金であり、比較試験材３はＴｉ含量を減らした合金であり、比較試験材４はＷ含量を減らした合金である。
【００２９】
【表１】
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【００３０】
前記試験材と比較試験材は、まず、通常の真空誘導溶解方法により母合金を製作した後、熱間圧延により板材に製作し、溶体化熱処理と時効熱処理によりγとγ′の２つの相からなる微細組織を得た。
【００３１】
表２は、前記試験材と比較材の合金を常温（２５℃）と７５０℃で引張試験を行い、降伏強度、引張強度と延伸率を表したものである。
【００３２】
【表２】
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【００３３】
表２から分かるように、常温と７５０℃での引張試験結果、本発明の化学組成範囲にあるニッケル基合金試料である試験材１と試験材２が、比較材１から比較材４より優れた降伏強度、引張強度及び延伸率の数値を現していることが分かった。
【００３４】
表３は、７６０℃／２８０ＭＰａ条件で前記試験材と比較材のクリープ特性を表したものである。
【００３５】
【表３】
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【００３６】
表３から分かるように、７６０℃／２８０ＭＰａ条件で試験材１のクリープ破断時間は４３５時間であり、比較材のクリープ破断時間は１０１〜１７３時間であった。相対的にクリープ特性に優れた比較材を、本発明の試験材と比較して見ても、本発明の試験材１は、比較試験材３より約２倍以上のクリープ破断時間を現していることが分かった。
【００３７】
以上、本発明は好ましい実施例を挙げて詳細に説明したが、本発明は前記実施例に限定されず、本発明の技術思想の範囲内で当分野で通常の知識を有する者により様々な変形が可能である。